CN103993237B - 一种耐磨损的贝氏体道岔轨及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种耐磨损的贝氏体道岔轨，该贝氏体道岔轨的轨头表层至心部30mm范围内含有薄片状贝氏体铁素体和弥散分布的点状和/或棒状碳化物，所述碳化物的长度为0.05-0.5μm，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的主轴方向呈40-70度的夹角，其中，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的面积比为0.001-1：100。本发明还公开了一种生产该耐磨损的贝氏体道岔轨的方法。本发明公开的贝氏体道岔轨具有良好的强韧性和耐磨损性，从而有利于延长道岔轨特别是服役条件相对恶劣的重载铁路道岔的服役寿命。

Description

一种耐磨损的贝氏体道岔轨及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种耐磨损的贝氏体道岔轨及其生产方法。

背景技术

铁路道岔作为承载车轮频繁冲击、引导列车转向的关键构件，其质量的高低、性能的优劣、服役寿命的长短与铁路的运营效率和行车安全息息相关。道岔品质的高低除取决于加工制造技术外主要由其原料—道岔钢轨(也称道岔轨)的质量所决定。近年来，随着铁路向重载化快速发展，道岔钢轨的服役条件愈加苛刻，部分路段道岔仅能使用数月甚至数十天就需更换下道，严重制约铁路的快速发展。在道岔轨的研制中，除满足强硬度指标要求外，还需获得更优良的强韧性匹配，以提高道岔轨包括抗冲击性能、接触疲劳性能和耐磨损性能在内的综合性能。目前，广泛应用的仍是珠光体系列道岔、辙叉产品，而贝氏体钢作为强韧性匹配更优、综合性能更高、具有广泛应用前景的产品受到极大的关注。

基于贝氏体钢质特性，其冲击韧性远高于现有珠光体类产品，道岔尖轨抵抗冲击与抗剥离掉块的能力较高，但过快的磨损问题尚未得到有效解决，对于重载铁路尤为如此。目前，贝氏体道岔轨的生产主要采用CN100471974C、CN1166804C等专利所述轧后空冷并配合后序的回火工艺实现。此外，还有采用轧后加速冷却以获得更细小贝氏体组织的方式。CN1095421A专利介绍了一种具有优异耐滚动接触疲劳伤损性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法：利用含有一定成分的钢轨轧制后的余热，以1-10℃/s的冷速冷却钢轨上端，在500-300区间停止加速冷却，其后，自然放冷或控冷至常温，可得到钢轨上端硬度为HV300-400，上端角部硬度在HV350以上的钢轨。该方法存在的问题是，由于普通钢轨为对称断面，在实施加速冷却时仅需要考虑钢轨表层及一定深度内的性能即可满足使用需求，而道岔轨作为制作道岔的原料，需在轨头部位切铣加工后才能使用，以我国铁路用道岔为例，道岔轨的最多加工深度需达到23mm，即道岔轨轨头表层下23mm将被铣去。因此，道岔轨不仅要求轨头表层的性能，还注重轨头心部的性能。同时，道岔轨为非对称断面，轨头工作侧面积所占比例高于非工作侧，如果两侧采用相同的冷却工艺，在加速冷却过程中，由于轨头工作侧热容高，冷却较慢，一方面无法获得优异的性能指标；更重要的是，在冷却过程中，冷速较快的一侧将向冷速较慢的一侧弯曲，对道岔轨全长平直度即后序的矫直工序带来不利影响。CN1086743C公布了一种具有高抗表面疲劳伤损性和高耐磨性的贝氏体钢轨，其显微组织的特征在于其长轴处于100-1000nm之间的碳化物在所述贝氏体组织的给定断面上所占的总面积为该断面的10-50％之间。该技术存在以下明显不足：碳化物作为钢中的硬质相，如果比例过高或集中分布，在应力作用下，钢轨产生裂纹后将优先沿碳化物扩展，导致道岔钢轨轻则产生裂纹、剥离掉块等疲劳伤损、重则断轨，危及行车安全。为避免出现上述问题，尽管该发明已采取减少碳化物尺寸的方式，但由于比例过高，仍无法从根本上有效解决。

因此，现有方法无法满足耐磨损道岔轨的要求，亟需一种耐磨损性能优良的贝氏体道岔轨产品，使其能够满足未来铁路发展需求。

发明内容

本发明的目的是提供一种耐磨损的贝氏体道岔轨及其生产方法，该贝氏体道岔轨具有良好的强韧性和耐磨损性，从而有利于延长道岔轨特别是服役条件相对恶劣的重载铁路道岔的服役寿命。

为了实现上述目的，本发明提供一种耐磨损的贝氏体道岔轨，该贝氏体道岔轨的轨头表层至心部30mm范围内含有薄片状贝氏体铁素体和在所述贝氏体铁素体上弥散分布的点状和/或棒状碳化物，所述碳化物的长度为0.05-0.5μm，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的主轴方向呈40-70度的夹角，其中，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的面积比为0.001-1：100。

本发明的发明人在研究中发现：与珠光体钢轨钢中的碳化物相似，贝氏体钢中是否析出碳化物以及碳化物的尺寸对道岔轨的耐磨损性能和使用寿命有显著影响。道岔轨在使用过程中，由于受到机车车轮冲击及各向复杂应力的作用，与其产生的冲击力及各向应力将使道岔尖轨部分不断磨耗、伤损、变形并最终失效。

从微观来看，道岔轨中的贝氏体型铁素体作为钢中的软质相，虽然通过轧后加速冷却已得到强化，但仍不足以抵抗车轮的冲击与磨损，最终导致尖轨部分因磨耗过快而下道，难以满足使用需求。而碳化物作为钢中的硬质相，随着服役过程中的不断磨耗，将从贝氏体型铁素体中逐步析出聚集，共同抵抗车轮的应力作用，可以起到提高耐磨损性能的作用。

关于道岔尖轨用贝氏体钢中碳化物的尺寸、形态、分布及比例，本发明的发明人发现，由贝氏体铁素体基体中析出呈短棒状或条状且长度不超过0.5μm、与主轴方向呈40-70度夹角的碳化物时能够有效提高道岔轨的耐磨损性能，同时几乎不影响道岔轨的滚动接触疲劳性能。由于铁路道岔不仅要求承受冲击载荷，还要求具备良好的接触疲劳性能的原因，道岔轨的钢中碳化物的面积，以不超过1％为宜。如果碳化物比例过高，例如超过1％，尽管对磨损性能的提高更为有效，但尖轨的轮轨接触部位一旦萌生裂纹，则极易在外部应力作用下沿碳化物扩展，轻则产生裂纹及剥离掉块，重则断裂，不利于行车安全。因此，碳化物比例不应超过1％；本发明优选所述碳化物与所述贝氏体铁素体的面积比为0.001-1：100。

为了实现上述目的，本发明还提供一种耐磨损的贝氏体道岔轨的生产方法，该方法包括将钢经过终轧后得到余热道岔轨，然后将所述余热道岔轨冷却至奥氏体相区，然后对该道岔轨轨头进行加速冷却，其中，轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度各自为3.0-5.0℃/s，轨头工作侧的加速冷却速度较所述轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度高1.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至200-250℃时，将所得到的道岔轨在300-350℃下回火7-9h，然后冷却至室温，得到贝氏体道岔轨；所述贝氏体道岔轨为本发明所述的道岔轨。

通过上述方法得到的贝氏体道岔轨具有良好的强韧性和耐磨损性，从而有利于延长道岔轨特别是服役条件相对恶劣的重载铁路道岔的服役寿命。

本发明的其他特征和优点将在随后的具体实施方式部分予以详细说明。

附图说明

附图是用来提供对本发明的进一步理解，并且构成说明书的一部分，与下面的具体实施方式一起用于解释本发明，但并不构成对本发明的限制。在附图中：

图1是本发明的实施例1的贝氏体道岔轨在透射电镜下观察得到的一个视场的微观结构图；

图2是本发明的道岔轨的断面示意图。

附图标记说明

1轨头2轨底

101轨头踏面102轨头工作侧

103轨头非工作侧201轨底中心

3轨腰

具体实施方式

以下对本发明的具体实施方式进行详细说明。应当理解的是，此处所描述的具体实施方式仅用于说明和解释本发明，并不用于限制本发明。

本发明提供了一种耐磨损的贝氏体道岔轨，该贝氏体道岔轨的轨头表层至心部30mm范围内含有薄片状贝氏体铁素体和在所述贝氏体铁素体上弥散分布的点状和/或棒状碳化物，所述碳化物的长度为0.05-0.5μm，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的主轴方向呈40-70度的夹角，其中，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的面积比为0.001-1：100。

优选情况下，所述贝氏体道岔轨中，含有0.15-0.30重量％的C、1.00-1.80重量％的Si、1.50-2.50重量％的Mn、0.50-1.00重量％的Cr，0.20-0.50重量％的Mo，且Mn和Cr的重量百分含量满足2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％，其余为铁，还可包括P、S以及不能避免的杂质。

在本发明所述贝氏体道岔轨中，优选所述P的重量百分含量为0.005-0.020重量％，所述S的重量百分含量为0.001-0.008重量％。

如图2所示，本发明中，轨头踏面101是指轨头顶面与车轮接触的部分，轨头工作侧102是指道岔轨轨头经铣削加工并组装成道岔后，在引导列车行走时受到车轮碾压及冲击载荷作用的部分，轨头非工作侧103是指轨头部位不与车轮接触的另一侧面，其中，轨头1包括轨头踏面101、轨头工作侧102、轨头非工作侧103；轨底2是指道岔轨底部，轨底中心201是指轨底2的中心部位；轨腰3是指连接道岔轨的轨头1与轨底2的部分。对此本领域技术人员均熟知，在此不再进行详细的描述。

本发明提供的上述贝氏体道岔轨具有良好的强韧性和耐磨损性，从而有利于延长道岔轨特别是服役条件相对恶劣的重载铁路道岔的服役寿命。

本发明还提供了一种耐磨损的贝氏体道岔轨的生产方法，该方法包括将钢经过终轧后得到余热道岔轨，然后将该得到的余热道岔轨冷却至奥氏体相区，然后对该道岔轨轨头进行加速冷却，其中，轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度各自为3.0-5.0℃/s，轨头工作侧的加速冷却速度较所述轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度高1.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至200-250℃时，将所得到的道岔轨在300-350℃下回火7-9h，然后冷却至室温，得到贝氏体道岔轨；所述贝氏体道岔轨为本发明所述的道岔轨。

在本发明中，优选轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度相同。

在本发明中，所述余热道岔轨是指将钢经过终轧后获得的还具有余热(未完全冷却)的道岔轨，本发明优选所述余热道岔轨的温度高于奥氏体相区温度。

在本发明中，在没有特别说明的情况下，所述冷却是指常规自然降温，所述加速冷却是指借助外力使被冷却物快速降温。

本发明中，温度采用红外测温仪测得。

在本发明中，优选开始进行加速冷却时的道岔轨的温度(即开冷温度)为800-920℃。

下面详细阐述工艺参数设定原因。

轨头踏面及轨头非工作侧加速冷却速度设定为3.0-5.0℃/s、轨头工作侧的加速冷却速度较所述轨头踏面及轨头非工作侧加速冷却速度高1.0℃/s的原因为：如果轨头踏面与两侧施加相同加速冷却速度的加速冷却的介质，由于轨头工作侧面积占比大、热容高，冷却速度相对较慢，即心部热量的补充能力强，在相同冷却时间内，轨头工作侧降温速度明显低于踏面和非工作侧，将导致道岔轨向一侧弯曲，即出现旁弯现象。该现象不仅严重影响后序的矫直工序，出现矫断等异常情况；同时，道岔轨轨底中心残余应力显著增大，无法满足标准要求。本发明的发明人发现如果在加速冷却过程中，适当增加轨头工作侧的加速冷却速度，可解决上述问题。加速冷却速度提高的幅度以1.0℃/s为宜。

下面阐述轨头踏面与轨头非工作侧的加速冷却速度设定为3.0-5.0℃/s的原因：当加速冷却速度低于3.0℃/s时，在加速冷却过程中，道岔轨表层温度降低，持续一定时间后，由于轨头心部热量的补充，轨头表层温度不再降低，甚至升高，不能达到加速冷却的目的；当加速冷却速度高于5.0℃/s时，轨头表层因冷速过快，易于形成马氏体组织，影响道岔的服役安全性。当轨头踏面中心温度降至200-250℃时，将所得到的道岔轨置于300-350℃下回火7-9h，然后冷却至室温。本发明的发明人分析造成上述结果的原因是：如果加速冷却的终止温度高于250℃，尽管轨头表层已获得细小的贝氏体组织，但轨头心部特别是距离轨头30mm深的区域由于温度较高，将产生粗大的贝氏体组织最终影响尖轨部位的性能，不利于提高道岔的综合服役性能；如果加速冷却的终止温度低于200℃，轨头表层至一定深度内形成的马氏体比例提高，导致道岔轨韧塑性显著降低甚至无法使用。当回火温度低于300℃时，钢的韧塑性指标特别是低温下的韧塑性显著降低，无法发挥贝氏体道岔轨低高韧性的特点；同时，钢中的碳化物无法有效析出，从而无法提高道岔轨的耐磨损性能；当回火温度高于350℃时，尽管韧塑性指标仍在提高，但强度与硬度呈下降趋势，不利于获得综合性能优良的道岔轨。

而回火时间设定为7-9h的原因是：相比于普通钢轨，道岔轨单重及断面尺寸较大，回火处理所需时间更长；当回火时间低于7h，钢中碳化物特别是轨头深层部位的碳化物未能充分析出，无法达到本发明所述目的；当回火时间高于9h，钢中碳化物析出完成，回火工序目的已达到，继续延长处理时间已无显著益处。回火处理后，将道岔轨取出空冷至室温即得到本发明所述的贝氏体道岔轨。

优选情况下，在本发明所述的方法中，所述钢中含有0.15-0.30重量％的C、1.00-1.80重量％的Si、1.50-2.50重量％的Mn、0.50-1.00重量％的Cr，0.20-0.50重量％的Mo，而且Mn和Cr的重量百分含量满足2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％，其余主要为铁，还可包括P、S以及不能避免的杂质，其中，优选所述P的重量百分含量为0.005-0.020重量％，所述S的重量百分含量为0.001-0.008重量％。

以下说明本发明所述道岔轨主要化学元素限制在上述范围的原因。

碳(C)是贝氏体钢获得良好强韧性匹配和综合力学性能最重要的元素。当碳含量低于0.15重量％时，无法充分发挥强化作用，导致道岔轨强硬度过低，进而无法保证道岔轨中的碳化物有效析出与提高耐磨损性能；当碳含量高于0.30重量％时，在本发明所述工艺下，钢的强度指标过高而韧塑性过低，导致因碳化物比例过高而显著影响接触疲劳性能，不利于道岔轨的使用安全性。因此，本发明限定碳含量为0.15-0.30重量％。

硅(Si)作为钢中的主要添加元素通常以固溶形式存在于铁素体中，能够提高组织强度。当硅含量低于1.00重量％时，对于贝氏体钢，一方面固溶量偏低导致强化效果不明显，另一方面将无法获得细小的碳化物，而不能达到本发明的组织控制目标；当硅含量高于1.80重量％时，将充分抑制碳化物的析出，代之以较多的残余奥氏体，同时易产生表面缺陷，无法确保列车运行的平顺性。因此，本发明限定硅含量为1.00-1.80重量％。

锰(Mn)能够显著降低贝氏体组织开始转变温度，增加碳化物的硬度，是贝氏体钢中的重要添加元素。当锰含量低于1.50重量％时，对贝氏体钢的积极作用难以达到；当锰含量高于2.50重量％时，碳化物硬度过高，道岔轨的疲劳性能显著降低。因此，本发明限定锰含量为1.50-2.50重量％。

铬(Cr)作为中等碳化物的形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，铬能均匀钢中碳化物的分布，减小碳化物尺寸，从而改善道岔轨的耐磨损性能。当铬含量低于0.50重量％时，形成的碳化物硬度及比例较低，且以片状形式聚集，不利于提高道岔轨的耐磨损性能；当铬含量高于1.00重量％时，钢中马氏体比例将显著提高，道岔轨的服役的安全性难于保障。因此，本发明限定铬含量为0.50-1.00重量％。

钼(Mo)对于降低贝氏体组织开始转变温度具有极为显著的效果，并且有利于稳定和强化贝氏体组织。当钼含量低于0.20重量％时，难以达到上述效果；当钼含量高于0.50重量％时，贝氏体组织转变效率将显著降低，无法在加速冷却过程中获得理想的贝氏体组织。因此，本发明限定钼含量为0.20-0.50重量％。

为确保本发明所述的道岔轨获得更优的服役性能，本发明的发明人发现钢中的Mn+Cr的重量百分比需满足2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％。原因是，Mn和Cr在贝氏体钢中有相似的作用，当Mn+Cr＜2.2重量％时，钢中碳化物的强度、尺寸及比例难以满足本发明的要求；同时，碳化物硬度偏低，无法获得适中的耐磨损性能；当Mn+Cr＞3.0重量％时，一方面碳化物硬度过高，另一方面将导致道岔轨局部严重偏析，难以确保道岔轨中贝氏体组织及性能的均匀性。因此，本发明限定Mn+Cr的重量百分比为2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％。

优选情况下，在本发明所述的方法中，所述加速冷却的介质为压缩空气、水气混合物和油气混合物中的至少一种。

本发明中，所述余热道岔轨可以按照现有技术的各种方法制备得到，例如一般可以按如下步骤制备得到：

将含有上述化学成分的钢经转炉或电炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空处理后连铸为一定断面尺寸的连铸坯，然后将该连铸坯送至步进式加热炉中加热至1200-1300℃并保温3h以上，将钢坯轧制为所需断面道岔轨；此时，道岔轨的终轧制温度为850-1000℃，即为本发明所述的余热道岔轨。

本发明优选通过翻钢台架将该余热道岔轨直立于连续运行的辊道中进入热处理机组进行后续的加速冷却处理。

以下将通过实施例对本发明进行详细描述。

本发明的实施例A1-A6以及对比例D1-D6中使用的钢中含有的化学成分及含量如下表1所示，其余为S、P和Fe。

表1

编号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Mn+Cr
									A1，D1	0.24	1.62	1.95	0.012	0.004	0.76	0.20	2.71
A2，D2	0.19	1.18	2.50	0.014	0.003	0.50	0.32	3.00
									A3，D3	0.15	1.80	1.50	0.010	0.003	1.00	0.41	2.50
A4，D4	0.23	1.64	1.77	0.012	0.003	0.68	0.50	2.45
									A5，D5	0.26	1.00	2.18	0.009	0.004	0.56	0.39	2.74
A6，D6	0.30	1.30	1.87	0.014	0.005	0.91	0.24	2.78

将含有上述成分的钢轧制为60AT道岔轨后采用下述方法进行处理，处理参数如表2所示。

将钢经过终轧后得到余热道岔轨，然后将该得到的余热道岔轨冷却至奥氏体相区，然后对该道岔轨轨头进行加速冷却，当轨头踏面中心温度降至如下表2所示的终冷温度时，将所得到的道岔轨进行回火处理，然后冷却至室温，得到贝氏体道岔轨。其中，轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度相同，表2中所述的加速冷却速度为轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度，轨头工作侧的加速冷却速度未列出，该轨头工作侧的加速冷却速度较所述轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度高1.0℃/s。

表2

将上述实施例A1-A6以及对比例D1-D6中得到的贝氏体道岔轨进行检验，其力学性能如下表3所示。

其中，在MM200型磨损试验机上进行磨损试验以检测磨损平均失重量，样品取自实施例A1-A6的道岔轨和对比例D1-D6的道岔轨的轨头的试样，在所有磨损试验中，下磨样材质均相同。具体试验参数如下：

试样尺寸：厚度10mm、直径36mm空心圆样

试验载荷：150Kg

滑差：10％

对磨下试样材质：硬度280-310HB的车轮钢

旋转速率：200转/分钟

总磨损次数：10万次

对于所述碳化物的长度，碳化物与贝氏体铁素体的夹角及面积比例采用以下方法获得：在实施例A1-A6的道岔轨及对比例D1-D6的道岔轨上取样制得薄膜试样，试样厚度≤50μm，利用电解双喷减薄后在透射电镜下，标定、观察碳化物形貌并测量与所在的贝氏体铁素体夹角，选择角度在40-70度、长度在0.05-0.5μm之间，通过近似概算测定其面积。由于碳化物的形貌随视场不同变化显著，为确保测定的准确性，同种材质、同种工艺、相同取样部位的道岔轨上至少观察20个视场。

表3

选用本发明所述的钢和本发明所述的方法生产的道岔轨如实施例A1-A6中所述；选用本发明所述的钢和现有技术提供的方法生产的道岔轨如对比例D1-D6中所述，实施例和对比例中生产余热道岔轨的方法相同，为本领域技术人员所公知。具体地，本发明的实施例和对比例中采用将含有上述化学成分的钢经转炉冶炼、LF炉精炼、VD真空处理后连铸为一定断面尺寸的连铸坯，然后将该连铸坯送至步进式加热炉中加热至1250℃并保温4h，将钢坯轧制为所需的断面道岔轨；此时，即得到本发明所述的余热道岔轨。

表1-3的对比结果表明，在相同化学成分、冶炼及轧制工艺下，对轧制后的余热道岔轨的处理方式的不同对最终得到的贝氏体道岔轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明所述方法，在贝氏体铁素体基体上析出与主轴方向在40-70度之间、长度为0.05-0.5μm、所占面积比例≤1％的短棒状或条状碳化物。

从采用本发明实施例1所述的钢以及本发明所述的生产方法得到的贝氏体道岔轨上取适量样品在透射电镜下得到的一个视场的微观结构如图1所示，图1中的黑色的短棒状或短条状区域为碳化物，而灰白色区域为贝氏体铁素体。

本发明获得的贝氏体道岔轨在具有良好强韧性的同时，在同等条件下的耐磨损性能显著提高，有利于延长道岔钢轨特别是服役条件相对恶劣的重载铁路道岔的服役寿命。

以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。

另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合，为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。

此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。

Claims (4)

1.一种耐磨损的贝氏体道岔轨，其特征在于，该贝氏体道岔轨的轨头表层至心部30mm范围内含有薄片状贝氏体铁素体和在所述贝氏体铁素体上弥散分布的点状和/或棒状碳化物，所述碳化物的长度为0.05-0.5μm，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的主轴方向呈40-70度的夹角，其中，所述碳化物与所述贝氏体铁素体的面积比为0.001-1：100，其中，所述贝氏体道岔轨中，含有0.15-0.30重量％的C、1.00-1.80重量％的Si、1.50-2.50重量％的Mn、0.50-1.00重量％的Cr，0.20-0.50重量％的Mo，且Mn与Cr的重量百分含量满足2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％。

2.一种权利要求1所述的耐磨损的贝氏体道岔轨的生产方法，其特征在于，该方法包括将钢经过终轧后得到余热道岔轨，然后将所述余热道岔轨冷却至奥氏体相区，然后对该道岔轨轨头进行加速冷却，其中，轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度各自为3.0-5.0℃/s，轨头工作侧的加速冷却速度较所述轨头踏面及轨头非工作侧的加速冷却速度高1.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至200-250℃时，将所得到的道岔轨在300-350℃下回火7-9h，然后冷却至室温，得到贝氏体道岔轨。

3.根据权利要求2所述的生产方法，其中，所述钢中含有0.15-0.30重量％的C、1.00-1.80重量％的Si、1.50-2.50重量％的Mn、0.50-1.00重量％的Cr，0.20-0.50重量％的Mo，而且Mn与Cr的重量百分含量满足2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％。

4.根据权利要求2或3所述的生产方法，其中，所述加速冷却的介质为压缩空气、水气混合物和油气混合物中的至少一种。